近些年来,世界各发达国家针对超高强韧性钢铁材料开展了相当规模的研究工作,掌握了大量核心制备技术,成功将超高强韧钢的屈服强度提升到2.0 GPa,同时拥有近20%的延伸率。这些突破性的研究成果使得以体心立方结构相(BCC)为主要组织的钢铁材料获得了强度和塑性的优异匹配。然而,对于延伸率要求超过40%级别的超高强韧钢来说,以BCC相为主要组织来设计是难以实现的。孪生诱导塑性钢(TWIP)和奥氏体不锈钢都是以面心立方结构(FCC)的奥氏体相为主要组织,具备非常理想的塑性性能。但是,这些钢种的屈服强度普遍偏低(250～550 MPa),抗扭转变形能力严重不足,严重限制了其作为高强韧结构材料的应用。本文以FCC结构的奥氏体不锈钢为研究对象,运用多尺度纳米/超细晶组织的设计理念以及形变与相变耦合控制技术来实现奥氏体钢的超高强塑化,采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、电子背散射衍射(EBSD)、X射线衍射仪(XRD)等显微组织形貌表征技术及相分析手段系统性研究了多尺度纳米/超细晶组织的复合强化机理和塑性变形过程中的协调变形机制。相应的研究结果分别如下:在避免使用过多昂贵合金元素Ni以及细化研究Nb元素对组织稳定性影响的设计目标下,本文设计了具有较高Md温度以及较低层错能的低成本Cr-Mn系奥氏体不锈钢,并添加了不同含量的合金元素Nb进行微合金化,实现了不需要剧烈冷变形就能获得足够体积分数(80%)的应变诱导马氏体。随后,在退火过程中利用应变诱导马氏体的逆转变和变形奥氏体的再结晶成功构筑了双峰尺度纳米/超细晶(Bimodal,BM)钢。退火工艺对BM钢的获得至关重要,0Nb钢在700～800℃整个退火过程中(1 s～1000 s)获得了双峰组织;含Nb钢中由于Nb(C,N)的热稳定性更好且在细晶区的析出量更大,导致细晶区中驱动力与阻力的差值无法大幅度领先粗晶区,细晶区中的晶粒无法获得足够的长大优势,从而使得双峰特征在900℃退火时得以长时间保持下去;因此,合金元素Nb的添加极大地拓宽了获得BM组织的工艺窗口。BM钢具有优异的综合力学性能,其屈服强度保持在715 MPa左右,抗拉强度在1165 MPa左右浮动,均匀延伸率维持在45%上下,总延伸率保持在55.5%左右。随着Nb含量的增加,BM钢的强度逐渐增加,延伸率稍有降低。此外,利用晶粒自相似演变模型得到了BM钢的屈服强度和组织熵的负二分之一次方呈现明显的线性关系。BM钢由于纳米晶和粗、细晶片层界面的存在,使得细晶强化和背应力强化有效结合贡献了优异的屈服强度。由于在不同应变水平下,TWIP和两阶段TRIP效应起主导作用的先后顺序不同,使得加工硬化率继续保持在较高水平,从而使得BM钢具备了出色的综合力学性能。运用二次冷轧退火工艺,在BM钢的基础上得到了基于双峰尺度的非均匀纳米/超细晶(Heterogeneous-nano/ultrafine-grained,H-N/UG)钢。H-N/UG钢具有高达1221 MPa的超高屈服强度,同时仍然具有37.8%的均匀延伸率和45.3%的总延伸率。H-N/UG钢晶粒的显著细化大幅度提高了细晶强化对屈服强度的贡献;粗、细晶片层界面大幅度增加导致的更强的应变梯度产生了更高的背应力,从而也提高了屈服强度。H-N/UG钢的多尺度特征导致的应变配分使得粗晶区和细晶区具有优异的协调变形能力,导致TWIP效应和TRIP效应之间产生很好的衔接作用,从而使H-N/UG钢具备理想的延伸率。为了进一步提升该钢种的强塑性,提出一种“冷轧+瞬时退火+低温回火”的简易制备工艺(Deformed+Reversion annealing+Tempering,D&RT),将应变诱导马氏体中的密集位错通过逆切变保留到逆转变奥氏体中,制备了基于高密度位错的非均匀纳米/超细晶(D&RT)钢。利用这一制备技术在0.2Nb钢中成功地将多尺度纳米/超细晶、高密度位错(1015 m-2)和密集析出物三者组合到一起。细晶强化、位错强化和析出强化的成功组合使得D&RT760钢的屈服强度甚至达到了 1.44 GPa,同时拥有了 35.3%的均匀延伸率和68.7GPa·%的超高强塑积。由于多尺度纳米/超细晶的存在,使得粗晶奥氏体的TRIP效应比较滞后;由于高密度位错的存在,使得逆转变奥氏体中的TRIP效应在塑性变形中后期被极大地激发。密集位错滑移、TWIP效应和TRIP效应的良好结合有助于在不同变形阶段持续保持着优异的加工硬化率,使D&RT钢的综合力学性能获得了极大的突破。